JPH08127848A - 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金 - Google Patents
高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金Info
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- JPH08127848A JPH08127848A JP6268602A JP26860294A JPH08127848A JP H08127848 A JPH08127848 A JP H08127848A JP 6268602 A JP6268602 A JP 6268602A JP 26860294 A JP26860294 A JP 26860294A JP H08127848 A JPH08127848 A JP H08127848A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱
合金の提供。 【構成】Ｃ：０．０２％超え０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２８〜３８
％、Ｎｉ：３５〜６０％、Ｔｉ：０．５％超え１．５％
以下、Ｎ：０．０５％以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．３％超
え１．５％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｚｒ：
０〜０．１％およびＮｂ：０〜１．０％を含有し、さら
にＭｏ：０．５〜３．０％およびＷ：１．０〜６．０％
のうちの１種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた高ク
ロムオーステナイト耐熱合金。この合金はさらに、Ｍ
ｇ：０．００１〜０．０５％およびＣａ：０．００１〜
０．０５％のうちの１種以上を含有することができる。 【効果】７００℃×１０００ｈｒで１８kgf/mm2 以上の
クリープ破断強度、および７００℃×１００ｈｒ時効後
で１２kgf-m/cm2 以上の靭性が得られる。
合金の提供。 【構成】Ｃ：０．０２％超え０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２８〜３８
％、Ｎｉ：３５〜６０％、Ｔｉ：０．５％超え１．５％
以下、Ｎ：０．０５％以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．３％超
え１．５％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｚｒ：
０〜０．１％およびＮｂ：０〜１．０％を含有し、さら
にＭｏ：０．５〜３．０％およびＷ：１．０〜６．０％
のうちの１種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた高ク
ロムオーステナイト耐熱合金。この合金はさらに、Ｍ
ｇ：０．００１〜０．０５％およびＣａ：０．００１〜
０．０５％のうちの１種以上を含有することができる。 【効果】７００℃×１０００ｈｒで１８kgf/mm2 以上の
クリープ破断強度、および７００℃×１００ｈｒ時効後
で１２kgf-m/cm2 以上の靭性が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ボイラや化学プラント
などの苛酷な高温、腐食環境下で高温強度に優れた高ク
ロムオーステナイト耐熱合金に関する。
などの苛酷な高温、腐食環境下で高温強度に優れた高ク
ロムオーステナイト耐熱合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電プラントにおいては、熱
効率の改善を目的とする超高温高圧ボイラが注目されて
いる。このボイラでは、従来のボイラに比較して蒸気条
件が高温、高圧化されているため、過熱器管材料として
は高温強度や耐食性に対する一段と厳しい要求性能を満
たさなければならない。このため、従来多く使用されて
いる１８−８系ステンレス鋼よりも高い高温強度を有
し、かつ耐水蒸気酸化特性や耐高温腐食特性にも優れる
高強度高耐食オーステナイト鋼が要求される。
効率の改善を目的とする超高温高圧ボイラが注目されて
いる。このボイラでは、従来のボイラに比較して蒸気条
件が高温、高圧化されているため、過熱器管材料として
は高温強度や耐食性に対する一段と厳しい要求性能を満
たさなければならない。このため、従来多く使用されて
いる１８−８系ステンレス鋼よりも高い高温強度を有
し、かつ耐水蒸気酸化特性や耐高温腐食特性にも優れる
高強度高耐食オーステナイト鋼が要求される。
【０００３】一般に、耐食性を改善するためには、鋼中
のＣｒ含有量を高めることが有効である。しかし、例え
ば２５％程度のＣｒを含有するＳＵＳ３１０−ＳＴＢ鋼
にみられるように、６００〜７００℃での高温強度は１
８−８系ステンレス鋼よりもむしろ低めであり、かつσ
相析出による靭性劣化の問題がある。さらに、２５％程
度のＣｒ含有量では、厳しい腐食環境下においては耐食
性が十分ではない。
のＣｒ含有量を高めることが有効である。しかし、例え
ば２５％程度のＣｒを含有するＳＵＳ３１０−ＳＴＢ鋼
にみられるように、６００〜７００℃での高温強度は１
８−８系ステンレス鋼よりもむしろ低めであり、かつσ
相析出による靭性劣化の問題がある。さらに、２５％程
度のＣｒ含有量では、厳しい腐食環境下においては耐食
性が十分ではない。
【０００４】比較的、耐食性が良好な合金としては、Ｃ
ｒ含有量を３０％程度に高めた、例えば特開昭５９−１
５３８５８号公報に開示されるような合金があるが、上
述のような厳しい条件下で単管として適用するには高温
強度が不足する。また、二重管とした場合には、製造コ
ストや信頼性の点で問題が多い。
ｒ含有量を３０％程度に高めた、例えば特開昭５９−１
５３８５８号公報に開示されるような合金があるが、上
述のような厳しい条件下で単管として適用するには高温
強度が不足する。また、二重管とした場合には、製造コ
ストや信頼性の点で問題が多い。
【０００５】さらに、Ｃｒ含有量を３０％程度に高める
一方、Ｍｏ、Ｗを添加することにより強度向上を図った
ものとして、特開昭６０−１００６４０号公報、同６１
−１７４３５０号公報、同６１−２７６９４８号公報お
よび同６４−３３５３２号公報などに開示されるような
耐熱合金があるが、いずれもその強度は十分とはいいが
たい。
一方、Ｍｏ、Ｗを添加することにより強度向上を図った
ものとして、特開昭６０−１００６４０号公報、同６１
−１７４３５０号公報、同６１−２７６９４８号公報お
よび同６４−３３５３２号公報などに開示されるような
耐熱合金があるが、いずれもその強度は十分とはいいが
たい。
【０００６】そこで、本発明者らは、Ｃｒ含有量を３０
％程度に高めた高Ｃｒ含有のＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅ系オース
テナイト合金の強度、具体的には高温クリープ破断強度
を、ＴｉとＢを複合添加することでＣｒが富化したｂｃ
ｃ相であるα−Ｃｒ相の微細析出促進を図ることによっ
て大幅に向上させた合金を先に特許出願した（特願平６
−９３６６号）。
％程度に高めた高Ｃｒ含有のＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅ系オース
テナイト合金の強度、具体的には高温クリープ破断強度
を、ＴｉとＢを複合添加することでＣｒが富化したｂｃ
ｃ相であるα−Ｃｒ相の微細析出促進を図ることによっ
て大幅に向上させた合金を先に特許出願した（特願平６
−９３６６号）。
【０００７】しかし、使用環境のさらなる苛酷化や設備
コスト低減を図るための薄肉化を考えると、上記特願平
６−９３６６号で提案した合金においても高温強度が十
分でないことが明かとなった。
コスト低減を図るための薄肉化を考えると、上記特願平
６−９３６６号で提案した合金においても高温強度が十
分でないことが明かとなった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
のような実状に鑑みなされたもので、より苛酷な高温環
境下においても優れた高温強度を有し、しかも高温腐食
環境下での耐食性にも優れる高クロムオーステナイト耐
熱合金を提供することにある。
のような実状に鑑みなされたもので、より苛酷な高温環
境下においても優れた高温強度を有し、しかも高温腐食
環境下での耐食性にも優れる高クロムオーステナイト耐
熱合金を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
（１）および（２）の高クロムオーステナイト耐熱合金
にある。
（１）および（２）の高クロムオーステナイト耐熱合金
にある。
【００１０】（１） 重量％で、Ｃ：０．０２％超え
０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％
以下、Ｃｒ：２８〜３８％、Ｎｉ：３５〜６０％、Ｔ
ｉ：０．５％超え１．５％以下、Ｎ：０．０５％以下、
ｓｏｌ−Ａｌ：０．３％超え１．５％以下、Ｂ：０．０
０１〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．１％およびＮｂ：０
〜１．０％を含有し、さらにＭｏ：０．５〜３．０％お
よびＷ：１．０〜６．０％のうちの１種以上を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴と
する高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合
金。
０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％
以下、Ｃｒ：２８〜３８％、Ｎｉ：３５〜６０％、Ｔ
ｉ：０．５％超え１．５％以下、Ｎ：０．０５％以下、
ｓｏｌ−Ａｌ：０．３％超え１．５％以下、Ｂ：０．０
０１〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．１％およびＮｂ：０
〜１．０％を含有し、さらにＭｏ：０．５〜３．０％お
よびＷ：１．０〜６．０％のうちの１種以上を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴と
する高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合
金。
【００１１】（２） 上記（１）の成分に加えてさら
に、重量％で、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％およびＣ
ａ：０．００１〜０．０５％のうちの１種以上を含有す
る高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金。
に、重量％で、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％およびＣ
ａ：０．００１〜０．０５％のうちの１種以上を含有す
る高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金。
【００１２】上記（１）において、ＺｒおよびＮｂは無
添加でもよい。これらを積極的に添加する場合、その含
有量の範囲は、Ｚｒで０．０１〜０．１％、Ｎｂで０．
１〜１．０％とするのが望ましい。
添加でもよい。これらを積極的に添加する場合、その含
有量の範囲は、Ｚｒで０．０１〜０．１％、Ｎｂで０．
１〜１．０％とするのが望ましい。
【００１３】前記のようなより苛酷な高温腐食環境下で
十分な耐食性を得るためには、２８％以上のＣｒを含有
させることが必要である。このような高Ｃｒ含有のＣｒ
−Ｎｉ−Ｆｅ系合金においては、所定のＮｉ含有量の範
囲で、Ｃｒが富化したｂｃｃ相であるα−Ｃｒ相が析出
し、高温強度、特に高温クリープ強度に影響を及ぼす。
十分な耐食性を得るためには、２８％以上のＣｒを含有
させることが必要である。このような高Ｃｒ含有のＣｒ
−Ｎｉ−Ｆｅ系合金においては、所定のＮｉ含有量の範
囲で、Ｃｒが富化したｂｃｃ相であるα−Ｃｒ相が析出
し、高温強度、特に高温クリープ強度に影響を及ぼす。
【００１４】本発明者らは、前記の従来の高Ｃｒ含有オ
ーステナイト合金のクリープ破断強度の飛躍的な向上を
目指して鋭意研究を行った結果、次の〜に示す知見
を得た。
ーステナイト合金のクリープ破断強度の飛躍的な向上を
目指して鋭意研究を行った結果、次の〜に示す知見
を得た。
【００１５】 ＴｉとＢとの複合添加は、クリープ破
断強度を著しく向上させる。これは、Ｔｉがα−Ｃｒ相
析出を促進し、さらにＢが炭化物の微細析出を促進、安
定化させてα−Ｃｒ相の成長を抑制し、長時間使用によ
ってもα−Ｃｒ相が粗大化することがないためである。
断強度を著しく向上させる。これは、Ｔｉがα−Ｃｒ相
析出を促進し、さらにＢが炭化物の微細析出を促進、安
定化させてα−Ｃｒ相の成長を抑制し、長時間使用によ
ってもα−Ｃｒ相が粗大化することがないためである。
【００１６】 ０．３％超のｓｏｌ−Ａｌの含有は、
クリープ破断強度を大きく向上させる。これは、多量の
ｓｏｌ−Ａｌがα−Ｃｒ相の固溶限を狭め、α−Ｃｒ相
の析出を一層促進するとともに、γ' 相を析出させ、こ
れが高温強度の向上に大きく寄与するためである。
クリープ破断強度を大きく向上させる。これは、多量の
ｓｏｌ−Ａｌがα−Ｃｒ相の固溶限を狭め、α−Ｃｒ相
の析出を一層促進するとともに、γ' 相を析出させ、こ
れが高温強度の向上に大きく寄与するためである。
【００１７】 Ｔｉ、Ｂおよびｓｏｌ−Ａｌを適正な
量で複合添加することにより、特開昭６０−１００６４
０号公報などに開示される合金および本発明者らが先に
特許出願した合金を遥かにしのぐ高温強度を有する高耐
食合金を得ることができる。
量で複合添加することにより、特開昭６０−１００６４
０号公報などに開示される合金および本発明者らが先に
特許出願した合金を遥かにしのぐ高温強度を有する高耐
食合金を得ることができる。
【００１８】
【作用】以下、本発明の合金を構成する成分の作用効果
と、その適正含有量を前記のように定めた理由について
説明する。なお、以下において％は重量％を意味する。
と、その適正含有量を前記のように定めた理由について
説明する。なお、以下において％は重量％を意味する。
【００１９】Ｃ：０．０２％超え０．１０％以下 Ｃは、炭化物を形成して耐熱合金として必要な引張強さ
やクリープ破断強度を向上させるために有効な元素であ
る。Ｃ含有量が０．０２％以下ではこれらの所望の効果
が得れない。一方、０．１０％を超えると合金の延性お
よび靭性の低下が大きくなる。従って、Ｃ含有量は０．
０２％超え０．１０％以下とした。
やクリープ破断強度を向上させるために有効な元素であ
る。Ｃ含有量が０．０２％以下ではこれらの所望の効果
が得れない。一方、０．１０％を超えると合金の延性お
よび靭性の低下が大きくなる。従って、Ｃ含有量は０．
０２％超え０．１０％以下とした。
【００２０】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは、脱酸のために必要な元素であるとともに、耐酸
化性改善にも寄与する元素である。しかし、Ｓｉが１．
０％を超えて過剰に存在すると、溶接性や組織安定性が
悪化する。従って、Ｓｉ含有量は１．０以下％とした。
好ましくは０．５％以下である。なお、脱酸および耐酸
化性改善の効果を確実に得るためには、０．０５％以上
含有させるのが望ましい。
化性改善にも寄与する元素である。しかし、Ｓｉが１．
０％を超えて過剰に存在すると、溶接性や組織安定性が
悪化する。従って、Ｓｉ含有量は１．０以下％とした。
好ましくは０．５％以下である。なお、脱酸および耐酸
化性改善の効果を確実に得るためには、０．０５％以上
含有させるのが望ましい。
【００２１】Ｍｎ：２．０％以下 Mnは、脱酸のために必要な元素である。しかし、Ｍｎが
２．０％を超えて存在すると耐熱特性が劣化する。従っ
て、Ｍｎ含有量は２．０％以下とした。好ましくは１．
０％以下である。
２．０％を超えて存在すると耐熱特性が劣化する。従っ
て、Ｍｎ含有量は２．０％以下とした。好ましくは１．
０％以下である。
【００２２】なお、脱酸および組織安定化の効果を確実
に得るためには、０．１％以上含有させるのが望まし
い。
に得るためには、０．１％以上含有させるのが望まし
い。
【００２３】Ｃｒ：２８〜３８％ Ｃｒは、耐酸化性、耐水蒸気酸化性あるいは耐高温腐食
性等の耐食性改善に優れた作用を発揮し、さらに本発明
においては高温強度を担うα−Ｃｒ相を形成する重要な
元素である。しかし、その含有量が２８％未満ではこれ
らの所望の効果が得られない。一方、３８％を超えると
加工性の劣化や組織の不安定化を招く。
性等の耐食性改善に優れた作用を発揮し、さらに本発明
においては高温強度を担うα−Ｃｒ相を形成する重要な
元素である。しかし、その含有量が２８％未満ではこれ
らの所望の効果が得られない。一方、３８％を超えると
加工性の劣化や組織の不安定化を招く。
【００２４】従って、Ｃｒ含有量は２８〜３８％とし
た。
た。
【００２５】Ｎｉ：３５〜６０％ Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を得るために必要不
可欠な元素である。さらにα−Ｃｒ相の析出を抑制する
作用を有する元素でもある。しかし、その含有量が３５
％未満であると、オーステナイト組織の確保が不安定に
なる。一方、６０％を超えるとα−Ｃｒ相の析出が抑制
され、高温強度が不足する上に経済的にも多大な不利を
招く。従って、Ｎｉ含有量は３５〜６０％とした。好ま
しくは、４０〜５８％である。
可欠な元素である。さらにα−Ｃｒ相の析出を抑制する
作用を有する元素でもある。しかし、その含有量が３５
％未満であると、オーステナイト組織の確保が不安定に
なる。一方、６０％を超えるとα−Ｃｒ相の析出が抑制
され、高温強度が不足する上に経済的にも多大な不利を
招く。従って、Ｎｉ含有量は３５〜６０％とした。好ま
しくは、４０〜５８％である。
【００２６】Ｔｉ：０．５％超え１．５％以下 Ｔｉは、高温強度の向上に有効なα−Ｃｒ相の析出に大
きな影響を及ぼす重要な元素である。Ｔｉを含有させる
とα−Ｃｒ相の析出が促進される。十分な高温強度が得
られるα−Ｃｒ相量を確保するには、０．５％を超える
Ｔｉ含有量が必要である。一方、１．５％を超えるとα
−Ｃｒ相の析出が過多となって、破断延性の低下による
破断寿命の低下が現れるのに加え、長時間使用後の靭性
を阻害する。従って、Ｔｉ含有量は０．５％超え１．５
％以下とした。好ましくは、０．５〜０．９％である。
きな影響を及ぼす重要な元素である。Ｔｉを含有させる
とα−Ｃｒ相の析出が促進される。十分な高温強度が得
られるα−Ｃｒ相量を確保するには、０．５％を超える
Ｔｉ含有量が必要である。一方、１．５％を超えるとα
−Ｃｒ相の析出が過多となって、破断延性の低下による
破断寿命の低下が現れるのに加え、長時間使用後の靭性
を阻害する。従って、Ｔｉ含有量は０．５％超え１．５
％以下とした。好ましくは、０．５〜０．９％である。
【００２７】Ｎ：０．０５％以下 Ｎは、高温強度を改善するとともに、オーステナイト組
織を安定化する作用を有する元素である。このため、高
価な元素であるＮｉの一部として代替するのに有効であ
る。しかし、０．０５％を超えて存在すると高温長時間
使用時に窒化物が析出し、長時間使用後の靭性の低下を
もたらす。従って、Ｎ含有量は０．０５％以下とした。
好ましくは、０．０３％以下である。
織を安定化する作用を有する元素である。このため、高
価な元素であるＮｉの一部として代替するのに有効であ
る。しかし、０．０５％を超えて存在すると高温長時間
使用時に窒化物が析出し、長時間使用後の靭性の低下を
もたらす。従って、Ｎ含有量は０．０５％以下とした。
好ましくは、０．０３％以下である。
【００２８】ｓｏｌ−Ａｌ：０．３％超え１．５％以下 Ａｌは、一般的には脱酸元素として含有させるが、本発
明においてはクリープ破断強度を大きく改善する目的で
Ａｌを多量に含有させる。すなわち、Ａｌを多量に含有
させると、高温強度の向上に有効なα−Ｃｒ相の固溶限
を狭めてα−Ｃｒ相の析出が促進されるとともにγ' 相
が析出し、これが高温強度向上に大きく寄与する。しか
し、その効果を得るためには０．３％以上のｓｏｌ−Ａ
ｌが必要であり、一方１．５％を超えると靭性が著しく
低下する。従って、ｓｏｌ−Ａｌ含有量は０．３％超え
１．５％とした。好ましくは、０．５〜１．３％であ
る。
明においてはクリープ破断強度を大きく改善する目的で
Ａｌを多量に含有させる。すなわち、Ａｌを多量に含有
させると、高温強度の向上に有効なα−Ｃｒ相の固溶限
を狭めてα−Ｃｒ相の析出が促進されるとともにγ' 相
が析出し、これが高温強度向上に大きく寄与する。しか
し、その効果を得るためには０．３％以上のｓｏｌ−Ａ
ｌが必要であり、一方１．５％を超えると靭性が著しく
低下する。従って、ｓｏｌ−Ａｌ含有量は０．３％超え
１．５％とした。好ましくは、０．５〜１．３％であ
る。
【００２９】Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは、クリープ破断強度の改善に有効な元素である。Ｂ
によって炭化物の微細析出が促進、安定化され、高温強
度の向上に大きく寄与するとともに、微細析出した炭化
物によってα−Ｃｒ相の成長が抑制され、長時間使用後
もα−Ｃｒ相が粗大化しなくなる。しかし、その含有量
が０．００１％未満では、この効果が得られない。一
方、０．０１％を超えるとクリープ破断強度が低下し、
溶接性も劣化する。従って、Ｂ含有量は０．００１〜
０．０１％とした。好ましくは、０．００２〜０．００
６％である。
によって炭化物の微細析出が促進、安定化され、高温強
度の向上に大きく寄与するとともに、微細析出した炭化
物によってα−Ｃｒ相の成長が抑制され、長時間使用後
もα−Ｃｒ相が粗大化しなくなる。しかし、その含有量
が０．００１％未満では、この効果が得られない。一
方、０．０１％を超えるとクリープ破断強度が低下し、
溶接性も劣化する。従って、Ｂ含有量は０．００１〜
０．０１％とした。好ましくは、０．００２〜０．００
６％である。
【００３０】ＭｏおよびＷ：Ｍｏは０．５〜３．０％、
Ｗは１．０〜６．０％ ＭｏおよびＷは、主として固溶強化元素として有効であ
り、クリープ破断強度を向上させる。しかし、その含有
量がＭｏでは０．５％未満、Ｗでは１．０％未満である
とこれらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が３．
０％を、Ｗ含有量が６．０％を超えると、耐食性、加工
性が劣化する。従って、Ｍｏ含有量は０．５〜３．０
％、Ｗ含有量は１．０〜６．０％とした。好ましい、Ｍ
ｏ含有量は１．０〜２．５％、Ｗ含有量は２．０〜５．
０％である。
Ｗは１．０〜６．０％ ＭｏおよびＷは、主として固溶強化元素として有効であ
り、クリープ破断強度を向上させる。しかし、その含有
量がＭｏでは０．５％未満、Ｗでは１．０％未満である
とこれらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が３．
０％を、Ｗ含有量が６．０％を超えると、耐食性、加工
性が劣化する。従って、Ｍｏ含有量は０．５〜３．０
％、Ｗ含有量は１．０〜６．０％とした。好ましい、Ｍ
ｏ含有量は１．０〜２．５％、Ｗ含有量は２．０〜５．
０％である。
【００３１】これらの元素は、１種だけを選んで含有さ
せてもよいし、２種複合して含有させてもよい。ただ
し、２種併用する場合には、合計含有量を［Ｍｏ＋（１
／２）Ｗ］で３．０％以下に抑えるのが望ましい。
せてもよいし、２種複合して含有させてもよい。ただ
し、２種併用する場合には、合計含有量を［Ｍｏ＋（１
／２）Ｗ］で３．０％以下に抑えるのが望ましい。
【００３２】本発明合金は、上記の成分の他に、さらに
以下に述べる成分を含有することができる。
以下に述べる成分を含有することができる。
【００３３】Ｚｒ：上限０．１％ Ｚｒは、主として合金の粒界を強化してクリープ破断強
度を向上させる作用を有するので、この効果を得たい場
合に、必要に応じて含有させる。その効果は、Ｚｒ含有
量が０．０１％以上で得られるので、含有させる場合に
は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とするの
が望ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると
逆にクリープ破断強度が低下し、溶接性も劣化する。従
って、Ｚｒを含有させる場合の上限は、０．１％とし
た。好ましい上限は０．０６％である。
度を向上させる作用を有するので、この効果を得たい場
合に、必要に応じて含有させる。その効果は、Ｚｒ含有
量が０．０１％以上で得られるので、含有させる場合に
は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とするの
が望ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると
逆にクリープ破断強度が低下し、溶接性も劣化する。従
って、Ｚｒを含有させる場合の上限は、０．１％とし
た。好ましい上限は０．０６％である。
【００３４】Ｎｂ：上限１．０％ Ｎｂは、結晶粒を微細化し、延性を向上させるととも
に、オーステナイト相中やＣｒ炭化物中に固溶してクリ
ープ破断強度を向上させる作用を有するので、これらの
効果を得たい場合に、必要に応じて含有させる。その効
果は、Ｎｂ含有量が０．１％以上で得られるので、含有
させる場合には０．１％以上、好ましくは０．２％以上
とするのが望ましい。しかし、その含有量が１．０％を
超えると靭性の劣化を招く。従って、Ｎｂを含有させる
場合の上限は、１．０％とした。好ましい上限は０．８
％である。
に、オーステナイト相中やＣｒ炭化物中に固溶してクリ
ープ破断強度を向上させる作用を有するので、これらの
効果を得たい場合に、必要に応じて含有させる。その効
果は、Ｎｂ含有量が０．１％以上で得られるので、含有
させる場合には０．１％以上、好ましくは０．２％以上
とするのが望ましい。しかし、その含有量が１．０％を
超えると靭性の劣化を招く。従って、Ｎｂを含有させる
場合の上限は、１．０％とした。好ましい上限は０．８
％である。
【００３５】ＭｇおよびＣａ：上限は、いずれも０．０
５％ ＭｇおよびＣａは、熱間加工性を改善するのに有効な元
素であり、この効果を得たい場合に、必要に応じて含有
させる。その効果は、いずれの元素も、その含有量が
０．００１％以上で得られるので、含有させる場合に
は、いずれの元素も０．００１％以上、好ましくは０．
００２％以上とするのが望ましい。しかし、いずれの元
素もその含有量が０．０５％を超えると逆に加工性を劣
化させる。従って、ＭｇおよびＣａを含有させる場合の
上限は、いずれの元素も０．０５％とした。好ましい上
限は、いずれの元素も０．０２％である。
５％ ＭｇおよびＣａは、熱間加工性を改善するのに有効な元
素であり、この効果を得たい場合に、必要に応じて含有
させる。その効果は、いずれの元素も、その含有量が
０．００１％以上で得られるので、含有させる場合に
は、いずれの元素も０．００１％以上、好ましくは０．
００２％以上とするのが望ましい。しかし、いずれの元
素もその含有量が０．０５％を超えると逆に加工性を劣
化させる。従って、ＭｇおよびＣａを含有させる場合の
上限は、いずれの元素も０．０５％とした。好ましい上
限は、いずれの元素も０．０２％である。
【００３６】これらの元素は、１種だけを選んで含有さ
せてもよいし、２種複合して含有させてもよい。ただ
し、２種併用する場合には、合計含有量を０．０５％以
下、好ましくは０．０２％以下に抑えるのが望ましい。
せてもよいし、２種複合して含有させてもよい。ただ
し、２種併用する場合には、合計含有量を０．０５％以
下、好ましくは０．０２％以下に抑えるのが望ましい。
【００３７】
【実施例】表１および表２に示す化学組成の３８種類の
合金を高周波真空溶解炉で溶製して得た２０ｋｇの各イ
ンゴットを鍛造、冷間圧延し、さらに１２００℃で固溶
化熱処理を施した供試材から、各試験片を作製し、クリ
ープ破断強度と時効後のシャルピー衝撃試験を行った。
合金を高周波真空溶解炉で溶製して得た２０ｋｇの各イ
ンゴットを鍛造、冷間圧延し、さらに１２００℃で固溶
化熱処理を施した供試材から、各試験片を作製し、クリ
ープ破断強度と時効後のシャルピー衝撃試験を行った。
【００３８】クリープ破断試験は、外径６ｍｍ、標点間
距離３０ｍｍの試験片を用いて７００℃で行い、１００
０時間の破断強度を求めた。また、時効後のシャルピー
衝撃試験は、７００℃、１００時間の条件で時効処理し
た供試材から採取した厚さ５ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５
５ｍｍで２ｍｍＶノッチを形成した衝撃試験片を用いて
０℃で行った。
距離３０ｍｍの試験片を用いて７００℃で行い、１００
０時間の破断強度を求めた。また、時効後のシャルピー
衝撃試験は、７００℃、１００時間の条件で時効処理し
た供試材から採取した厚さ５ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５
５ｍｍで２ｍｍＶノッチを形成した衝撃試験片を用いて
０℃で行った。
【００３９】その結果を、表１および表２に併せて示
す。なお、合金 No.１〜２３は本発明例、合金 No.Ａ〜
Ｏは比較例で、そのうち、合金 No.Ｅ〜Ｈは特願平６−
９３６６号の発明合金、合金 No.Ｉ〜Ｋは特開昭６１−
１７４３５０号公報に開示される従来合金、合金 No.Ｌ
〜Ｏは特開昭６１−２７６９４８号公報に開示される従
来合金である。
す。なお、合金 No.１〜２３は本発明例、合金 No.Ａ〜
Ｏは比較例で、そのうち、合金 No.Ｅ〜Ｈは特願平６−
９３６６号の発明合金、合金 No.Ｉ〜Ｋは特開昭６１−
１７４３５０号公報に開示される従来合金、合金 No.Ｌ
〜Ｏは特開昭６１−２７６９４８号公報に開示される従
来合金である。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】図１はクリープ破断強度に及ぼすｓｏｌ−
Ａｌ含有量の影響を示す図であり、図２は時効後のシャ
ルピー衝撃値（靭性）に及ぼすｓｏｌ−Ａｌ含有量の影
響を示す図である。この図１および図２から、ｓｏｌ−
Ａｌ含有量が０．３％を超えるとクリープ破断強度が顕
著に向上するが、１．５％を超えて含有させてもその効
果がほぼ飽和する反面、シャルピー衝撃値（靭性）が著
しく低下することが明かである。
Ａｌ含有量の影響を示す図であり、図２は時効後のシャ
ルピー衝撃値（靭性）に及ぼすｓｏｌ−Ａｌ含有量の影
響を示す図である。この図１および図２から、ｓｏｌ−
Ａｌ含有量が０．３％を超えるとクリープ破断強度が顕
著に向上するが、１．５％を超えて含有させてもその効
果がほぼ飽和する反面、シャルピー衝撃値（靭性）が著
しく低下することが明かである。
【００４３】図３は、表１および表２の結果から、代表
的な本発明例の合金（No. ５、１３、１７、１９）と、
比較例の合金（No. Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、
Ｍ、Ｎ、Ｏ）とについて、ｓｏｌ−Ａｌを除く化学組成
がほぼ同じ組成の合金のクリープ破断強度を対比して示
した図である。この図３から明らかなように、本発明の
合金は、ＴｉとＢを複合含有していてもｓｏｌ−Ａｌ含
有量が０．３％以下である比較例の合金（No. Ｅ〜Ｈ）
に比べてクリープ破断強度が大きく向上していることが
わかる。さらに、０．５％までのｓｏｌ−Ａｌを含有し
ていても、Ｔｉ含有量が０．５％以下である比較例の合
金（No. Ｉ〜Ｋ）や、ｓｏｌ−Ａｌ含有量が０．３％以
下で、しかもＢを含有していない比較例の従来合金（N
o. Ｌ〜Ｏ）に比べて非常に高いクリープ破断強度を示
していることがわかる。
的な本発明例の合金（No. ５、１３、１７、１９）と、
比較例の合金（No. Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、
Ｍ、Ｎ、Ｏ）とについて、ｓｏｌ−Ａｌを除く化学組成
がほぼ同じ組成の合金のクリープ破断強度を対比して示
した図である。この図３から明らかなように、本発明の
合金は、ＴｉとＢを複合含有していてもｓｏｌ−Ａｌ含
有量が０．３％以下である比較例の合金（No. Ｅ〜Ｈ）
に比べてクリープ破断強度が大きく向上していることが
わかる。さらに、０．５％までのｓｏｌ−Ａｌを含有し
ていても、Ｔｉ含有量が０．５％以下である比較例の合
金（No. Ｉ〜Ｋ）や、ｓｏｌ−Ａｌ含有量が０．３％以
下で、しかもＢを含有していない比較例の従来合金（N
o. Ｌ〜Ｏ）に比べて非常に高いクリープ破断強度を示
していることがわかる。
【００４４】これは、本発明で定める成分組成範囲にお
いては、ＴｉとＢの複合添加がα−Ｃｒ相の微細析出を
促進し、かつ粗大化を抑制していること、適正量のｓｏ
ｌ−Ａｌを含有させることによってγ' 相が析出して高
温強度向上に大きく寄与していること、およびこのｓｏ
ｌ−Ａｌがα−Ｃｒ相の固溶限を狭めてα−Ｃｒ相の析
出を一層促進していることによる。
いては、ＴｉとＢの複合添加がα−Ｃｒ相の微細析出を
促進し、かつ粗大化を抑制していること、適正量のｓｏ
ｌ−Ａｌを含有させることによってγ' 相が析出して高
温強度向上に大きく寄与していること、およびこのｓｏ
ｌ−Ａｌがα−Ｃｒ相の固溶限を狭めてα−Ｃｒ相の析
出を一層促進していることによる。
【００４５】
【発明の効果】本発明の高クロムオーステナイト耐熱合
金は、より苛酷な高温環境下においても優れたクリープ
破断強度を有する合金である。また、本発明合金は高Ｃ
ｒ含有合金であるので、苛酷な高温腐食環境下での耐食
性にも優れている。この合金による単管は、従来合金に
よる二重管よりもコスト的に有利で、しかも信頼性が高
い。
金は、より苛酷な高温環境下においても優れたクリープ
破断強度を有する合金である。また、本発明合金は高Ｃ
ｒ含有合金であるので、苛酷な高温腐食環境下での耐食
性にも優れている。この合金による単管は、従来合金に
よる二重管よりもコスト的に有利で、しかも信頼性が高
い。
【図１】クリープ破断強度に及ぼすｓｏｌ−Ａｌ含有量
の影響を示す図である。
の影響を示す図である。
【図２】時効後のシャルピー衝撃値に及ぼすｓｏｌ−Ａ
ｌ含有量の影響を示す図である。
ｌ含有量の影響を示す図である。
【図３】代表的な本発明合金と従来合金のクリープ破断
強度を対比して示す図である。
強度を対比して示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２％超え０．１０％
以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃ
ｒ：２８〜３８％、Ｎｉ：３５〜６０％、Ｔｉ：０．５
％超え１．５％以下、Ｎ：０．０５％以下、ｓｏｌ−Ａ
ｌ：０．３％超え１．５％以下、Ｂ：０．００１〜０．
０１％、Ｚｒ：０〜０．１％およびＮｂ：０〜１．０％
を含有し、さらにＭｏ：０．５〜３．０％およびＷ：
１．０〜６．０％のうちの１種以上を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高温
強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金。 - 【請求項２】請求項１に記載の成分に加えてさらに、重
量％で、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％およびＣａ：
０．００１〜０．０５％のうちの１種以上を含有する高
温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6268602A JPH08127848A (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6268602A JPH08127848A (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08127848A true JPH08127848A (ja) | 1996-05-21 |
Family
ID=17460821
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6268602A Pending JPH08127848A (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08127848A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2845098A1 (fr) * | 2002-09-26 | 2004-04-02 | Framatome Anp | Alliage a base de nickel pour la soudure electrique d'alliages de nickel et d'aciers fil de soudage et utilisation |
| WO2009154161A1 (ja) | 2008-06-16 | 2009-12-23 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱合金ならびにこの合金からなる耐熱耐圧部材とその製造方法 |
| WO2010038826A1 (ja) | 2008-10-02 | 2010-04-08 | 住友金属工業株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| WO2011071054A1 (ja) | 2009-12-10 | 2011-06-16 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱合金 |
| US8313591B2 (en) | 2008-12-25 | 2012-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic heat resistant alloy |
| WO2013021853A1 (ja) | 2011-08-09 | 2013-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| WO2013073423A1 (ja) | 2011-11-15 | 2013-05-23 | 新日鐵住金株式会社 | 継目無オーステナイト系耐熱合金管 |
| WO2013118585A1 (ja) | 2012-02-08 | 2013-08-15 | 新日鐵住金株式会社 | 二重管およびそれを用いた溶接構造体 |
| WO2013183670A1 (ja) | 2012-06-07 | 2013-12-12 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基合金 |
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| WO2017037851A1 (ja) * | 2015-08-31 | 2017-03-09 | 株式会社日立製作所 | Ｃｒ基二相合金および該二相合金を用いた製造物 |
| US9657373B2 (en) | 2012-06-05 | 2017-05-23 | Vdm Metals International Gmbh | Nickel-chromium-aluminum alloy having good processability, creep resistance and corrosion resistance |
| EP3533889A4 (en) * | 2016-10-28 | 2020-05-20 | Kubota Corporation | HEAT-RESISTANT ALLOY FOR A METAL FOCUS ELEMENT |
| US10870908B2 (en) | 2014-02-04 | 2020-12-22 | Vdm Metals International Gmbh | Hardening nickel-chromium-iron-titanium-aluminium alloy with good wear resistance, creep strength, corrosion resistance and processability |
| US11098389B2 (en) | 2014-02-04 | 2021-08-24 | Vdm Metals International Gmbh | Hardened nickel-chromium-titanium-aluminum alloy with good wear resistance, creep resistance, corrosion resistance and workability |
| CN116288029A (zh) * | 2023-01-06 | 2023-06-23 | 清华大学 | 轻质超高强度奥氏体不锈钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-11-01 JP JP6268602A patent/JPH08127848A/ja active Pending
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| WO2010038826A1 (ja) | 2008-10-02 | 2010-04-08 | 住友金属工業株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| US8293169B2 (en) | 2008-10-02 | 2012-10-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ni-base heat resistant alloy |
| US8313591B2 (en) | 2008-12-25 | 2012-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic heat resistant alloy |
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| KR20140034928A (ko) | 2011-08-09 | 2014-03-20 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Ni기 내열 합금 |
| US9328403B2 (en) | 2011-08-09 | 2016-05-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Ni-based heat resistant alloy |
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| KR20140091061A (ko) | 2011-11-15 | 2014-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 이음매 없는 오스테나이트계 내열 합금관 |
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